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金属学报, 2024, 60(6): 743-759 DOI: 10.11900/0412.1961.2023.00393

综述

Mg-Zn系合金热裂行为的研究进展

王峰,1,2,3, 白盛巍1,2, 王志1,2, 杜旭东,1,2, 周乐1,2, 毛萍莉1,2, 魏子淇1,2, 李瑾伟3

1 沈阳工业大学 材料科学与工程学院 沈阳 110870

2 沈阳工业大学 辽宁省镁合金及成形技术重点实验室 沈阳 110870

3 辽宁帝德科技有限公司 辽宁省汽车轻量化专业技术创新中心 铁岭 112611

Research Progress on Hot Tearing Behavior of Mg-Zn Series Alloys

WANG Feng,1,2,3, BAI Shengwei1,2, WANG Zhi1,2, DU Xudong,1,2, ZHOU Le1,2, MAO Pingli1,2, WEI Ziqi1,2, LI Jinwei3

1 School of Materials Science and Engineering, Shenyang University of Technology, Shenyang 110870, China

2 Key Laboratory of Magnesium Alloys and the Processing Technology of Liaoning Province, Shenyang University of Technology, Shenyang 110870, China

3 Liaoning Automobile Lightweight Technology Professional Innovation Center, Liaoning Dide Technology Co. Ltd., Tieling 112611, China

通讯作者: 王 峰，wf9709@126.com，主要从事高性能轻质合金及轻量化技术研究;杜旭东，dxd9297@126.com，主要从事高性能低热裂敏感性镁合金研究;

责任编辑: 李海兰

收稿日期: 2023-09-19   修回日期: 2024-03-15  

基金资助: 辽宁省教育厅高等学校基本科研项目(重点攻关项目)(JYTZD2023108)
辽宁省高水平创新团队项目(XLYC-1908006)
辽宁省自然科学基金博士启动项目(2022-BS-179)
辽宁省教育厅面上项目(LJKMZ20220462)

Corresponding authors: WANG Feng, professor, Tel: 15002424621, E-mail:wf9709@126.com;DU Xudong, Tel: 13940206929, E-mail:dxd9297@126.com

Received: 2023-09-19   Revised: 2024-03-15  

Fund supported: Basic Scientific Research Project of Liaoning Provincial Department of Education (Key Research Project)(JYTZD2023108)
High Level Innovation Team of Liaoning Province(XLYC-1908006)
Liaoning Nature Fund Guidance Plan(2022-BS-179)
General Project of Liaoning Provincial Department of Education(LJKMZ20220462)

作者简介 About authors

王 峰，男，1978年生，教授，博士

摘要

Mg-Zn系合金是镁合金中重要的合金体系之一，因其具有丰富的相组成、突出的变形能力和时效强化效果而备受关注，在航空航天、汽车工业及生物医疗等领域显示出较大的应用潜力。但是Mg-Zn系合金凝固温度区间宽、收缩量大，导致合金存在较大的热裂敏感性，一定程度上限制了该系合金的应用。因此，开展Mg-Zn系合金热裂行为的研究具有重要意义。本文归纳总结了热裂理论、合金元素及铸造工艺参数对Mg-Zn系合金热裂敏感性的影响，以及Mg-Zn系合金热裂行为数值模拟的研究现状；揭示了Mg-Zn系合金微观组织及凝固特性参数对热裂敏感性的作用机理，并提出了目前镁合金热裂行为研究的不足与建议，以期为Mg-Zn系合金的设计及应用提供指导。

关键词： Mg-Zn系合金; 热裂敏感性; 显微组织; 工艺参数

Abstract

Mg-Zn series alloys, an important alloy system among magnesium alloys, have garnered considerable attention due to their rich phase composition, outstanding deformability, and aging strengthening effects. These alloys demonstrate great potential for applications in the aerospace, automotive, and biomedical industries. However, the wide solidification temperature range and large shrinkage of these alloys render them largely susceptible to hot tearing, limiting their applications to a certain extent. Thus, investigating the hot tearing behavior of Mg-Zn series alloys is important. In this paper, a comprehensive summary of theories pertaining to hot tearing, the effects of alloying elements and casting process parameters on the susceptibility of Mg-Zn series alloys to hot tearing, and the current status of research on the numerical simulation of this phenomenon are presented. Furthermore, this article discusses the influence of microstructure and solidification parameters of Mg-Zn series alloys on their hot tearing susceptibility and proposes limitations and suggestions for the current research on the hot tearing behavior of magnesium alloys to guide the design and application of Mg-Zn series alloys.

Keywords： Mg-Zn series alloys; hot tearing susceptibility; microstructure; processing parameter

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本文引用格式

王峰, 白盛巍, 王志, 杜旭东, 周乐, 毛萍莉, 魏子淇, 李瑾伟. Mg-Zn系合金热裂行为的研究进展[J]. 金属学报, 2024, 60(6): 743-759 DOI:10.11900/0412.1961.2023.00393

WANG Feng, BAI Shengwei, WANG Zhi, DU Xudong, ZHOU Le, MAO Pingli, WEI Ziqi, LI Jinwei. Research Progress on Hot Tearing Behavior of Mg-Zn Series Alloys[J]. Acta Metallurgica Sinica, 2024, 60(6): 743-759 DOI:10.11900/0412.1961.2023.00393

镁合金是密度最低的金属结构材料，具有高比强度和良好的阻尼性能、生物相容性、可回收性以及大储氢容量和高理论比容量等优点，在航空航天、轨道交通、3C制品、生物医学和能源领域具有广阔的应用前景，尤其是在未来新能源汽车中将成为不可或缺的轻量化材料[1,2]。目前应用最多的镁合金零件主要采用铸造和塑性成形[3]，然而由于镁合金凝固区间较宽，凝固收缩量较大[4]，导致铸件和塑性变形前的铸坯极易发生热裂。相比于Mg-Al系合金，Mg-Zn系合金的凝固温度区间更宽[5]，更易萌生热裂纹，严重影响了铸件(坯)的质量。因此，研究Mg-Zn系合金的铸造性能，尤其是对于Mg-Zn系合金的热裂行为的研究就显得至关重要。

通常，热裂纹受合金凝固末期收缩应力的作用，在略高于液相线的温度下开始萌生[6,7]。热裂是一种受多种因素影响的复杂铸造缺陷，其中合金种类和凝固条件的影响最为显著[8]。本文综述了热裂理论及Mg-Zn系合金热裂行为的研究现状，总结了合金元素、铸造工艺参数及微观组织对Mg-Zn系合金的热裂敏感性的影响，以期为低热裂敏感性Mg-Zn系合金的设计及应用提供参考。

1 热裂理论

影响热裂纹萌生及扩展的因素众多且复杂，研究者对热裂的形成机理开展了大量研究，总结并得出认可度最高、适用范围最广的强度理论、液膜理论、晶间搭桥理论和凝固收缩-补偿理论4种基础理论。近年来所提出的新热裂形成机理也多是在这4种热裂理论的基础上开展的。

1.1 强度理论

合金凝固过程可分为液相自由补缩区、晶间补缩区、枝晶分裂阶段(易裂区)及枝晶连接4个阶段[9](如图1[10])所示。自枝晶分离阶段开始，已经形核长大的固相骨架随着温度的降低开始凝固收缩，当铸件由于收缩受阻所产生的应力或变形超过合金在该温度下的强度极限或者变形极限时，铸件便会通过开裂来释放应力，即发生热裂。此外，当材料被加热到固相线温度以上时，材料会突然丧失延展性[11]；强度也会随着温度的升高而急剧下降，当温度达到材料固相线以上5~30℃时，强度甚至会完全丧失[12]，Mg-xZn合金的最大抗拉强度及断裂延伸量在不同固相率下的变化更是如此[13]。但如果凝固收缩不受到阻碍，即使合金在脆性温度区间的强度和塑性较低，也不会出现热裂。因此，基于强度理论可以认为在收缩受阻的情况下，热裂纹的萌生正是由于材料的强度和延展性的下降甚至突然丧失所导致的。

图1

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图1   合金凝固过程重要参数与阶段[10]

Fig.1   Important parameters and stages in the solidification process of alloys[10] (TL—liquidus temperature; T—current temperature of the melt, T0.4, T0.9, T0.99—the corresponding temperatures when the solid fraction is 40%, 90%, and 99%, repectively; TS—solidus temperature)


1.2 液膜理论

Sigworth[14]提出的强度理论指出，热裂是在晶间液膜存在的情况下合金丧失强度和塑性所致，但并未明确液膜作用的具体机理。1952年Wray[15]首先提出液膜理论，并经过Saveiko[16]及Campbell[17]的发展而日益完善。液膜理论[18,19]认为，在金属凝固后期凝固收缩和热收缩产生的应力将作用在包裹于枝晶外层或晶粒间的液膜上，其在应力作用下被拉伸而产生形变甚至撕裂。当剩余液相太少，不足以对裂纹进行愈合时，便会产生热裂纹。但是有研究[10]发现，计算的液膜强度与实验中凝固末期实际晶间强度存在着巨大的差距，这表明晶间结合力不是只有液膜来提供，仅依靠液膜理论不能够完全揭示热裂纹的萌生机制。

1.3 晶间搭桥理论

为进一步解释热裂的形成原因，Clyne等[20,21]在液膜理论的基础上提出并建立了晶间搭桥理论。晶间搭桥理论将合金的凝固进程定义为4个区间：准液相区、液相补缩区、晶间分离区及晶间搭桥区。其中“晶间搭桥”是指在凝固末期，枝晶或晶粒之间补缩相对充分的区域存在的一种晶粒间的桥接关系。“晶间搭桥”增强了晶间结合强度，增大了热裂纹萌生及扩展的阻力。张斯博[22]和Li等[23]发现，“晶间桥接”的形成可以明显降低高Y含量的Mg-Zn-Y合金的热裂敏感性。

1.4 凝固收缩-补偿理论

凝固收缩-补偿理论[24,25]将合金的凝固过程分为准液相区、准固相区和固相区。其中准固相区又可分为可补缩区、不可补缩区和晶间搭桥区3个区域。合金在可补缩区和不可补缩区的塑性都较低，当凝固收缩受阻产生收缩应变时，极易产生晶间分离，并扩展形成热裂纹。当热裂纹萌生及扩展时，若熔体固相率较低，发生的枝晶分离可以被液相及时填充，将抑制热裂纹的产生。然而，当热裂纹发生在不可补缩区时，此时残余液相的数量少且流动受限，补缩难度增大，使得裂纹无法得到液相的充分回填而继续扩展。因此，凝固补偿理论认为合金凝固过程中不可补缩阶段的温度区间越大，合金越易产生晶间分离而形成热裂缺陷。

2 Mg-Zn系合金热裂敏感性的影响因素

2.1 合金元素

工业纯Mg的力学性能低，很难直接应用，而合金化是实际应用中提升Mg力学性能的最常用且最有效的强化途径。合金元素的选择是Mg合金化的关键，Mg和大部分的合金元素只能形成有限固溶体(表1[26~36]为常见合金元素在Mg中的最大溶解度)，而过饱和的合金元素与Mg可以形成中间相，Mg与这些中间相往往形成共晶体，因此合金元素在镁合金中具有固溶强化和析出强化2种强化机制[26]。

表1   常见合金元素在Mg中的最大固溶度[26~36]

Table 1  Maximum solid solution of common alloying elements in magnesium[26-36]

ElementMaximum solid solutionMain secondary phase formed by
Mass fraction / %Atomic fraction / %alloying element in Mg-Zn alloy
Y12.5[27]3.75[35]

I (Mg3Zn6Y), W (Mg3Zn3Y2),

LPSO (Mg12YZn)

Nd~3[28]~1[35]Mg12Nd, T-phase ((MgZn)92Nd8)
Gd23.5[29]4.53[35]W (Mg3Zn3Gd2), I (Mg3Zn6Gd)
Al12.7[30]11.8[35]Mg17Al12
Zr3.8[31]1.0[36]-
Ca1.35[32]0.82[35]Ca2Mg6Zn3
Cu0.013[33]-MgZnCu
Zn6.2[34]2.4[35]MgZn, MgZn2, Mg7Zn3
Sn14.5[26]3.35[26]MgZnSn

Note: LPSO—long-period stacking ordered

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2.1.1 Zn元素

作为Mg-Zn系合金中的主添加元素，Zn含量变化显著影响Mg-Zn二元合金的热裂行为。Clyne和Davies[7]及周乐[8]研究发现，Mg-Zn二元合金的热裂敏感性及热裂纹体积与Zn元素添加量之间均呈现出“λ”形关系，Mg-1.5Zn (质量分数，%，下同)合金热裂敏感性最高。这是由于Mg-1.5Zn合金凝固过程中停留在易脆弱温度区间的温度变化值(ΔTc)最大，为271.5℃。ΔTc越大，表明合金在枝晶分离阶段得不到补偿的收缩量越大，合金收缩受阻所产生的应变越大，越容易造成合金开裂。

纯粹的Mg-Zn二元合金组织粗大，热裂倾向性高，对显微缩孔非常敏感，在实际中很难应用。但可以通过时效硬化来改善Mg-Zn二元合金的强度，及利用合金化改善其性能。研究较多的MgZn系合金有Mg-Zn-RE(Y, Gd, Er)、Mg-Zn-Zr、Mg-Zn-Al、Mg-Zn-Ca及Mg-Zn-Cu系。

2.1.2 RE元素

(1) Y元素。Mg-Zn-Y系合金是新型高强度变形镁合金，应用前景广阔。向Mg-Zn二元合金中加入少量的Y会造成晶粒尺寸增大，凝固温度区间变宽，从而提高合金的热裂敏感性[37,38]。但随着Y含量的增加，组织中第二相含量、晶粒形貌、易脆弱温度范围及凝固温度区间均得到改善，有助于降低合金的热裂敏感性[39]。表2[37~47]总结了Mg-Zn-Y系合金热裂敏感性的研究结果，给出了热裂敏感性的峰值与谷值对应的合金成分。

表2   Mg-Zn-Y系合金热裂敏感性的研究结果[37~47]

Table 2  Hot tearing susceptibility (HTS) results of Mg-Zn-Y series alloys[37-47]

Alloy

mass fraction / %

Alloy with peak HTS mass fraction / %

Alloy with valley HTS

mass fraction / %

Processing parameter
Tmold / oCTpour / oC
Mg-1.5Zn-xY (x = 0.2, 2, 4)[37]Mg-1.5Zn-0.2YMg-1.5Zn-4Y250750

Mg-4.5Zn-xY (x = 0, 0.4, 0.9, 2)[38]

Mg-4.5Zn-0.4Y

Mg-4.5Zn-0.9Y

Mg-4.5Zn-2Y250750
Mg-4.5Zn-0.9Y

Mg-4.5Zn,

Mg-4.5Zn-2Y

450750
Mg-xZn-2xY (x = 1, 1.67, 2.67)[39]Mg-1.67Zn-3.34YMg-2.67Zn-5.34Y250720
Mg-4.5Zn-xY-0.5Zr (x = 0.5, 1, 2, 4, 6)[40]Mg-4.5Zn-1Y-0.5ZrMg-4.5Zn-6Y-0.5Zr200720
Mg-1Zn-xY (x = 1, 1.33, 2)[41]Mg-1Zn-1YMg-1Zn-1.33Y250750
Mg-1Zn-xY (x = 1, 2, 3)[42]Mg-1Zn-1YMg-1Zn-3Y250750
Mg-6.5Zn-xY-0.5Zr (x = 1, 2, 4, 6)[43]Mg-6.5Zn-6Y-0.5ZrMg-6.5Zn-2Y-0.5Zr200720

Mg-5(Zn + Y)-0.5Zr (Mg-2.5Zn-2.5Y-0.5Zr,

Mg-3Zn-2Y-0.5Zr, Mg-3.75Zn-1.25Y-0.5Zr,

Mg-4.29Zn-0.71Y-0.5Zr)[44]

Mg-3.75Zn-1.25Y-0.5Zr

Mg-2.5Zn-2.5Y-0.5Zr

200

700

Mg-xZn-0.5Y-0.5Zr (x = 1.5, 2.5, 3.5, 4.5)[45]Mg-1.5Zn-0.5Y-0.5ZrMg-4.5Zn-0.5Y-0.5Zr280700
Mg-xZn-2Y (x = 0, 0.5, 1.5, 4.5)[46]Mg-1.5Zn-2YMg-2Y250750
Mg-xZn-4Y-0.5Zr (x = 0, 0.5, 1.5, 3)[47]Mg-1.5Zn-4Y-0.5ZrMg-4Y-0.5Zr200720

Note:Tmold—mold temperature, Tpour—pouring temperature

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不同的Zn/Y比会影响Mg-Zn-Y合金的相组成，其对降低合金热裂敏感性的顺序为：W相(Mg3Zn3Y2) + 少量长周期堆垛有序(LPSO)相(Mg12ZnY) > W相 > LPSO相[40]；W相(Mg3Zn3Y2) + 少量LPSO相(Mg12ZnY) > W相 > I相(Mg3Zn6Y) + 少量W相 > I相[41,43]。其中，晶界析出的I相作为脆性相会弱化晶间结合力，而强度更高的W相作为“桥”可提高晶间结合力，提高合金的热裂抗性。此外，LPSO相和α-Mg具有一定的位向关系，界面结合能力较强，作为搭桥连接两侧晶粒，钉扎晶界，抑制晶界热裂纹的萌生与扩展[48]。

(2) Gd元素。Gd元素在Mg中具有较高的固溶度，其能够显著改善镁合金的室温和高温力学性能[49,50]。Srinivasan等[51]和Luo等[52]发现，Mg-xGd合金的热裂敏感性与Gd加入量之间呈“λ”形关系，Mg-2Gd合金热裂敏感性最高。Mg-Zn-Gd合金中，随着Gd含量的增加，组织将由柱状晶及等轴晶的混晶组织逐步向柱状晶组织、混晶组织、等轴晶组织转变[53]，能够逐步提高晶粒协调变形及残余液相补缩的能力[54]。当Zn/Gd质量比为0.5时，沿晶界析出LPSO相，其被楔入合金基体的两侧。根据液膜理论，LPSO相能有效提高晶界强度，防止热裂纹沿晶界扩展，有助于提高Mg-Zn-Gd合金的抗热裂性能[55]。

(3) Er元素。Er元素能够提高Mg-Zn合金的强度、抗蠕变性及耐腐蚀性[56]，但Er的微量加入会提高合金的热裂敏感性[57]。I相析出的包晶反应使得凝固温度区间增大、热裂纹萌生时残余液相数量减少，是导致Mg-Zn-Er合金热裂敏感性逐步升高的主要原因。当Er元素加入量达到5% (质量分数，下同)后I相消失，合金热裂敏感性大幅下降[58]。此外，液膜增厚及连续性的改善能够提高合金在裂纹萌生前所能承受的最大收缩应力。

2.1.3 Zr元素

Zr元素在Mg中的溶解度很小，不和Mg形成化合物，一般以溶入α-Mg相的溶质Zr与Zr粒子2种形式存在。Zr与Mg晶格常数很接近且均为hcp结构，其可作为α-Mg的有效形核基底，促进形核，细化晶粒，故常作为细化剂广泛应用于Mg-Zn系合金中[59]。研究表明，Mg-Zn-Y合金中加入Zr元素后，合金晶粒尺寸明显减小，降低晶粒的轴比，弱化树枝晶结构[60]，增加液相流动路径[38]，提高合金的补缩能力，降低合金热裂敏感性。同时，晶粒细化能够更好地调节由于凝固收缩而引起的不均匀变形，从而提高合金的抗热裂性能[60,61]。

2.1.4 Cu元素

Mg-Zn-Cu是一种新型耐热导热镁合金，主要牌号有ZC62、ZC63和ZC71。将Cu加入到Mg-Zn合金中，可以提高合金的固溶温度，增加固溶强化效果[62]。目前，Mg-Zn-Cu系合金的研究主要集中在铸态显微组织[63]、力学性能[64]以及蠕变性能[65]等方面，而对于该合金热裂敏感性的研究较少。表3[66,67]给出了Mg-Zn-Cu系合金热裂敏感性的研究结果。向Mg-Zn二元合金中加入Cu会降低α-Mg的析出温度，缩短合金的凝固区间[66,67]。同时，MgZnCu相在凝固后期可以作为残余液相填充愈合已形成热裂纹。

表3   Mg-Zn-Cu系合金热裂敏感性的研究结果[66,67]

Table 3  HTS results of Mg-Zn-Cu series alloys[66,67]

Alloy

mass fraction / %

Alloy with peak HTS mass fraction / %Alloy with valley HTS mass fraction / %Processing parameter
Tmold / oCTpour / oC
Mg-6Zn-xCu-0.6Zr (x = 0, 0.5, 1, 2, 3)[66]Mg-6Zn-0.6ZrMg-6Zn-3Cu-0.6Zr250750
Mg-7Zn-xCu-0.6Zr (x = 0, 1, 2, 3)[67]Mg-7Zn-0.6ZrMg-7Zn-3Cu-0.6Zr250700

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2.1.5 Ca元素

近年来，Mg-Zn-Ca系合金在生物医用领域备受关注[68]。Ca元素被认为是镁合金组织细化、力学性能提高的最有效元素之一[69]。但Mg-Zn-Ca系合金中含Ca相脆性大、“桥接”能力有限、晶间结合力低，组织粗大，使得Mg-Zn-Ca系合金具有较大的热裂敏感性，已成为限制该系合金应用的短板。

目前，Mg-Zn-Ca系合金热裂研究主要集中在Zn[61,70]、Ca[71,72]含量对合金热裂敏感性的影响(表4[61,70~72])。研究表明，Zn、Ca含量变化会影响该系合金的相组成、晶粒尺寸、凝固温度区间、第二相数量及分布，进而影响合金热裂敏感性。Mg-Zn-Ca系合金的热裂敏感性与Ca含量多遵循反“λ”曲线。Ca含量为1.5%~2.0% (质量分数)时，Mg-6Zn-2Ca[70]与Mg-4Zn-1.5Ca-0.3Zr[72]合金均具有最低的热裂敏感性。Mg-Zn-Ca合金中Zn/Ca原子比小于1.2时，形成Mg2Ca相和Ca2Mg6Zn3相；而Zn/Ca大于1.2时，只形成Ca2Mg6Zn3相[73]。Mg-Zn-Ca合金热裂纹的萌生及扩展过程主要遵循凝固收缩-补偿理论。低熔点共晶相Ca2Mg6Zn3的数量及分布是决定Mg-Zn-Ca合金热裂敏感性的重要因素，其作为凝固末期的残余液相，数量越多，分布越均匀，对热裂纹的补缩效果就越好。

表4   Mg-Zn-Ca系合金热裂敏感性的研究结果[61,70~72]

Table 4  HTS results of Mg-Zn-Ca series alloys[61,70-72]

Alloy mass fraction / %

Alloy with peak HTS

mass fraction / %

Alloy with valley HTS

mass fraction / %

Processing parameter
Tmold / oCTpour / oC
Mg-xZn-0.5Ca (x = 0, 2, 4, 6)[61]-Mg-6Zn-0.5Ca250750
Mg-4Zn-0.5CaMg-0.5Ca450750
Mg-xZn-2Ca (x = 0, 0.5, 1.5, 4, 6)[70]

Mg-0.5Zn-2Ca,

Mg-1.5Zn-2Ca

Mg-6Zn-2Ca250750
Mg-1.5Zn-2Ca

Mg-2Ca,

Mg-6Zn-2Ca

450750
Mg-1.5Zn-xCa (x =1, 2, 3, 4)[71]Mg-1.5Zn-1CaMg-1.5Zn-4Ca200720
Mg-4Zn-xCa-0.3Zr (x = 0.5, 1,1.5, 2)[72]Mg-4Zn-0.5Ca-0.3ZrMg-4Zn-1.5Ca-0.3Zr270700

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2.1.6 Al元素

Mg-Zn-Al系合金是一种有发展前途的低成本高温抗蠕变铸造镁合金[74]。目前，国内外围绕Mg-Zn-Al系合金的设计(合金化或微合金化)、组织及性能控制、热处理强化等方面已经开展了许多研究工作[75]，但对其热裂的研究较少。周乐等[8]利用热力学计算对Mg-xZn-yAl (x = 1.5、2.5、4；y = 0.5、3、6)合金的热裂敏感性进行模拟预测，Zn、Al含量(质量分数为1.5%Zn和0~0.75%Al)低的合金热裂敏感性较大。随着Al元素的增加、共晶相(β-Mg17Al12)数量增多，补缩效果增强，从而降低了合金的热裂敏感性[76,77]。此外，合金黏度的降低能够减小共晶液相补缩的阻力，这是降低合金热裂敏感性的又一原因[78]。

2.1.7 合金元素的复合添加

合金化是目前改善镁合金热裂敏感性最常用的手段，复合合金化对提高Mg-Zn合金热裂抗性的效果更好。现有研究结果表明，复合添加Y和Nd[79,23]、Y和Gd[80]、Cu和Y[81]、Al和Sn[82]、Ca和Sn[83,84]、Ca和La[85]及Y和Al[86,87]对降低Mg-Zn系合金热裂敏感性的作用均优于单一添加。如Al和Sn、Ca和Sn、Ca和La的复合添加能够增加合金凝固末期残余液相的数量，增强补缩效果，提高合金的止裂能力。此外，复合合金化使得合金相组成变得丰富，其对降低合金热裂敏感性的作用机制也更加复杂。若在热裂纹萌生前析出的第二相，可以作为晶间桥接，增强晶间的结合能力，从而提高合金的热裂抗性；而热裂纹萌生后析出的第二相则可以作为残余液相对已形成的裂纹进行填充和愈合。如Zhu等[81]在Wang等[66]工作的基础上探讨了Y与Cu的复合加入对Mg-6Zn-0.6Zr (ZK60)合金热裂敏感性的影响。在ZK60-1%Cu (质量分数)合金中加入3.0%Y形成了LPSO相，其作为晶间桥接，提高了合金抵抗凝固收缩的能力；而进一步增加Y含量，组织中形成补缩能力更强的Mg3(Zn, Cu)3Y2相，进一步降低了合金的热裂敏感性。此外，复合合金化引起的第二相种类的变化，会影响晶间桥接的效果，从而影响合金的热裂敏感性[79,80]。如Mg-4.5Zn合金中复合加入Y和Nd元素后，新形成的Mg3Zn3(Y, Nd)2相比Mg3Zn3Y2降低合金热裂敏感性的作用更大[79,23]。Y和Al的复合加入使得Mg-2Zn-(3 + 0.5x)Y-xAl合金中形成了高熔点的Al2Y相，能够细化组织，优化合金补缩路径，进一步提高合金的热裂抗性[86,87]。此外，复合合金化还可以消除单一元素添加对合金热裂敏感性的不利影响。如La的加入会恶化Mg-Zn-Al及Mg-Zn-Al-Ca合金的热裂抗性，而Ca的加入能够降低Mg-Zn-Al合金的热裂敏感性，加入超过0.8%的Ca元素后甚至消除了高La含量对合金热裂抗性带来的不利影响[85]。表5[79~81,83,85~87]列出了Mg-Zn系合金中复合合金化形成的第二相及抑制热裂最好的第二相。

表5   复合加入合金元素后Mg-Zn-X-Y(-Z)合金中的第二相及对合金热裂敏感性降低效果最优的第二相[79~81,83,85~87]

Table 5  Secondary phases in Mg-Zn-X-Y(-Z) alloy after the addition of alloying elements and the most effective secondary phase reducing the hot tearing susceptibility of alloys[79-81,83,85-87]

Alloy mass fraction / %

Secondary phase in alloy

Most effective secondary phase reducing the HTS of the alloy

Mg-4.5Zn-xY-yNd (x + y = 6, x = 0, 1, 3, 6)[79]

I (Mg3Zn6Y, Mg3Zn6(Y, Nd)),

W (Mg3Zn3Y2, Mg3Zn3(Y, Nd)2),

T ((MgZn)92Nd8)

W (Mg3Zn3(Y, Nd)2)

Mg-xZn-7Gd-5Y-0.5Zr (x = 0, 3, 7, 13)[80]

Mg5(Gd, Y),

LPSO (Mg12Zn(Gd, Y)),

W (Mg3Zn3(Gd,Y)2),

I (Mg3Zn6(Gd,Y))

Mg3Zn3(Gd, Y)2

Mg-6Zn-1Cu-xY-0.6Zr (x = 0, 1, 2, 3)[81]

MgZnCu, I (Mg3YZn6), MgZn2,

W (Mg3Y2Zn3, Mg3(Zn, Cu)3Y2)

W (Mg3(Zn, Cu)3Y2)
Mg-4Zn-xSn-1Ca (x = 0, 0.5, 1, 2)[83]CaMgSn, Ca2Mg6Zn3Ca2Mg6Zn3
Mg-0.5Zn-4Al-(0.5%-2.0%)Ca-(0.5%-2.0%)La[85]Al11La3, Al2CaAl2Ca

Mg-2Zn-(3 + 0.5x)Y-xAl (x = 0, 2, 3; atomic fraction, %)[86],

Mg-2Zn-3Y-xAl (x = 0, 0.5, 1, 2)[87]

Al2Y + Al3Y, W (Mg3Y2Zn3),

LPSO (Mg12ZnY)

Al2Y

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2.2 铸造工艺

2.2.1 模具温度

通常，提高模具温度能够减小合金的凝固温度梯度，补偿热结处积累的应变，从而降低镁合金的热裂敏感性[52]。此外，凝固速率的降低使得热裂纹萌生时合金内存在更多的液相，增加参与愈合裂纹的液相数量，延长了液相填充裂纹的时间，从而降低合金的热裂敏感性。但升高模具温度会导致晶粒粗化，影响合金的力学性能[88]。因此采取合适的模具温度是平衡镁合金热裂敏感性与力学性能的重要支点。

2.2.2 细化剂

现在已知除了合金成分及凝固条件会影响合金的热裂敏感性外，晶粒细化也是降低合金热裂敏感性的有效手段[89]。周子荐[60]向Mg-1Zn-2Y合金中分别添加了0.5% (原子分数)的C2Cl6、Na2CO3、Ti及Zr后发现，晶粒细化能明显降低合金热裂敏感性，且晶粒细化的程度与合金热裂敏感性降低的程度呈正相关，其中Zr和Ti对实验合金的晶粒细化效果较为明显，对合金的热裂敏感性降低作用也最为显著。

2.2.3 外加电磁场对Mg-Zn系合金热裂敏感性的影响

电磁场施加于合金凝固过程中，宏观上可影响液体的流动，进而影响传热、传质和温度场；微观上可影响原子间作用力、原子的运动，进而影响合金的热力学和动力学过程，以至改变合金的组织与性能[90,91]。为此，近年来，研究人员在利用电磁场改善镁合金热裂方面开展了一些创新性研究，主要体现在3个方面。

(1) 电磁场引起的强制对流使镁合金凝固温度场均匀化，降低温度梯度，减小热应力[91]，从而降低热裂敏感性。在ZK60合金的半连续铸造中施加电磁场，已获得表面质量良好心部无热裂纹的半连续铸锭[92]。

(2) 利用电磁场能够改变镁合金的凝固参数和微观组织，优化补缩通道，改善补缩状态。Zhou等[94]及Bai等[95]在“T”形热裂测试装置外设置交变磁场线圈(图2[96])，分别研究了低频交变磁场(low-frequency alternating magnetic field，LAMF)对Mg-7Zn-1Cu-0.6Zr合金[94] (0.03 T)及Mg-4Zn-1.5Ca合金[95](0~15 A，15 Hz) 热裂敏感性的影响，发现施加适当强度的LAMF后，铸件热节处液相对热裂纹的补缩痕迹清晰可见，大量裂纹被残余液相愈合(图3a~c[95])；合金的组织均得到细化(图3d和e[95])，补缩通道结构得到优化，利于残余液相的补缩，从而提高了合金的止裂能力(图3f和g[96])。此外，在电磁力的作用下，α-Mg枝晶的形成和生长得到抑制，缩短了合金的凝固温度区间及处于易脆弱温度区间的时间，从而提高了合金的热裂抗性。

图2

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图2   外加交变磁场的“T”型热裂测试装置示意图[96]

Fig.2   Schematic of “T”-shaped hot tearing test system with magnetic field[96]


图3

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图3   无磁场及低频交变磁场处理后Mg-4Zn-1.5Ca合金热裂纹部位的SEM像、组织形貌[95]与热裂纹补缩示意图[96]

Fig.3   SEM images of hot tears (a-c) and microstructure morphologies (d, e)[95], and schematics of feeding (f, g)[96] in Mg-4Zn-1.5Ca alloy under natural solidification (a, d, f) and low-frequency alternating magnetic fields (LAMF) (b, c, e, g)


(3) 利用电磁力可以提高合金凝固末期残余液相的补缩能力，愈合热裂纹，起到止裂的作用。根据Feurer理论[97]，当凝固收缩体积(SRG)大于晶间残余液相可以填补的体积(SPV)时，即SPV < SRG，就会发生热裂，如 式(1)和(2)所示。

SRG=dVVdt=-dρρdt
SPV=fL2λ22Ps / (24πC2ηL2)

式中，dV、dρ分别表示体积和密度变化；fL、λ2、Ps分别表示液相体积分数、二次枝晶臂间隙和有效的液相填充压力；L、C、η分别表示没有得到液相填充的晶界长度、枝晶网络的弯曲系数和液相的黏度。根据Luo等[98]研究，电磁场的施加增大了Ps，由 式(1)和(2)可知，Ps越大，SPV越小，越有利于裂纹的愈合。

此外，施加LAMF还会改善第二相的形貌，如在施加LAMF后的Mg-7Zn-1Cu-0.6Zr合金及Mg-4Zn-1.5Ca合金中均可以观察到晶界处条状的MgZnCu相及Ca2Mg6Zn3相发生破碎，在Mg-7Zn-1Cu-0.6Zr合金中还发现了破碎的MgZnCu相团聚及球化的现象(图4[94])。这一弱变形作用增强了合金凝固末期抵抗凝固收缩的能力，从而降低了合金的热裂倾性。旋转磁场处理后的Mg-15Gd-1Zn合金中还发现了LPSO相在电磁力的作用下发生扭结的现象[99]。

图4

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图4   低频交变磁场处理下MgZnCu相团聚和球化示意图，及MgZnCu相的SEM像[94]

Fig.4   Schematics of the MgZnCu phase agglomeration and spheroidization under LAMF (a-d, f) and SEM images of MgZnCu phase (e, g, h)[94]


3 镁合金热裂行为的数值模拟

利用数值模拟可以预测合金化元素、铸件结构尺寸、铸造工艺参数及外场对合金热裂敏感性的影响，但由于糊状区的存在使得合金热裂敏感性的数值模拟更为复杂。目前，已经有成功应用ProCast[100~103]、MAGMAsoft[104]及ABAQUS[104]等软件预测铸件热裂行为及合金热裂敏感性的案例，其中ProCast软件应用较多。ProCast软件能够利用基于糊状区在热裂发生之前可以维持的最大应变率的RDG (Rappaz-Drezet-Gremaud)热裂预测模型的HCS模块及基于Gurson本构模型的热裂指示器(HTI) 2个模块来预测铸件热裂出现的位置及凝固收缩应力集中的区域，RDG模型[105]与Gurson本构模型[104]分别如 式(3)和(4)所示。

ε˙max=G2λ22180(1+β)Bη∆T02ΔPmax-vTGβA(1+β)BΔT0

式中，G为温度梯度，β为收缩因子，ΔT0为凝固区间，ΔPmax为糊状区可以承受的最大压降，vT为枝晶生长速度，2个积分A和B仅取决于合金的性质及其凝固路径，即固相分数与温度之间的关系。它们对积分极限的选择也极其敏感。

HTI(eHT)=ε¯htp=∫tcohtε˙pdt         (tcoh≤t≤ts)

式中，HTI(eHT)为基于Gurson本构模型的热裂指示器所计算出的引发热裂的有效塑性应变累积值，ε¯htp为引发热裂的关键有效塑性应变累积，ε˙p为有效塑性应变率，tcoh为熔体温度达到枝晶搭接温度对应的时间，ts为熔体温度达到固相线温度对应时间。相比于HTI来说，HCS模块仅适用于稳态条件[104]。

科研人员利用ProCast软件中的HTI模块对Mg-Y合金[106]、Mg-Zn-Y合金[42,46]及Mg-Zn-Cu合金[103]的热裂敏感性进行了计算，数值模拟获得的热裂纹位置及热裂敏感性的趋势均与实验结果吻合较好(图5[42,46])。当改变模具温度时，模拟结果也与实验结果表现出较好的一致性。

图5

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图5   Mg-1Zn-xY[42]合金及Mg-xZn-2Y[46]合金热裂纹宏观照片及数值模拟结果云图

Fig.5   Macroscopic photos of hot tearing and results of numerical simulation for Mg-1Zn-xY alloy[42] (a-f) and Mg-xZn-2Y alloys[46] (g-n)


但是，有些合金热裂敏感性的模拟结果也与实验结果不一致，如在计算Mg-Ca合金在不同模具温度(250和450℃)下的热裂敏感性时，模拟结果与实验结果却存在较大的偏差[96]。Bai等[72]对Mg-4Zn-xCa-0.3Zr合金的热裂敏感性进行数值模拟并进行实验验证后发现，当Ca元素的质量分数提高到2%时，模拟结果与实验结果出现差异。这种差异的出现是由于现有模拟软件的镁合金数据库中缺乏一些合金的应力/应变数据，如不同温度下合金的应力或应变随温度变化的对应数据，以及屈服强度等数据。在缺乏上述数据的情况下，模拟仅来自于材料的塑料应变，这将导致预测的不准确性[96]，而且模拟软件也无法考虑组织变化对合金热裂敏感性的影响[107]。因此，为了提高合金热裂数值模拟的准确性，未来一方面要不断完善镁合金半固态力学性能的数据库，另一方面还要引入合金组织变化对热裂敏感性的影响。

Zhou等[94]利用COMSOL多物理场模拟软件分别对自然凝固及LAMF下Mg-7Zn-1Cu-0.6Zr合金的凝固行为进行了数值模拟。数值模拟结果表明：LAMF的施加会在镁合金熔体中产生规律变化的电磁力，产生2个较大的流动循环，影响合金的凝固行为，增强熔体的强制对流，促进金属液在凝固期间的流动，延长合金的凝固时间。自然凝固下驱动残余液相参与补缩的驱动力是由裂纹形成后产生的负压而形成的，而当施加LAMF后，由于熔体中的强制对流增强，熔体流速增加，从而驱动了残余液相参与对热裂纹的补缩，降低了合金热裂纹继续扩展的能力。铸件温度场的模拟云图表明，施加LAMF后，在同一时刻熔体的平均温度更高，磁场热效应降低了熔体的凝固速率，增加了熔体在固/液两相区的时间，其模拟结果与实验结果相一致。但目前LAMF对合金热裂行为的数值模拟仅能计算出熔体的温度场和流场的变化，还不能实现对合金凝固收缩应力及应变等的计算，且不能像ProCast软件一样直接获得合金的热裂敏感性系数，无法定量表征外场作用下合金的热裂敏感性。

4 组织对Mg-Zn系合金热裂敏感性的影响

4.1 α-Mg枝晶尺寸及形态的影响

在合金凝固过程中，由于固液界面的不稳定性，晶粒生长总是趋向于枝晶化[107]。合金在凝固过程中会形成一个液/固相共存的糊状区[108,109]。随着凝固的进行，糊状区中液相分数降低，枝晶生长，当枝晶间相互链接形成枝晶骨架传递拉应力后，合金在糊状区的力学性能提高，将改善合金抵抗凝固收缩的能力[110]。因此，探究晶粒结构对镁合金热裂敏感性的影响，对理解组织演变对合金热裂行为的作用至关重要。

4.1.1 α-Mg枝晶尺寸

大部分研究结果[41,72,77,91]表明，晶粒尺寸与合金热裂敏感性存在正相关的关系，即晶粒细化可降低镁合金的热裂敏感性。通常，热裂纹的萌生与扩展是由于热收缩、补缩及应力应变的共同作用而产生的。随着凝固的进行，枝晶网逐渐形成，未凝固的液相将覆盖在枝晶表面。晶粒细化后，单位体积中的液膜数量增多，收缩应力分散，降低了铸件局部薄弱区域的应力/应变集中，合金能够更好地适应由于凝固收缩而引起的不均匀变形，从而降低了合金热裂风险。

合金凝固收缩受到模具或凝固部位的刚性约束而在固/液界面产生的拉伸应力与材料的整体或微观下的临界断裂应力有关[111] (改进后的Griffith方程见 式(5)[112])，而临界断裂应力(σfr)又与常数C' (C'取决于合金平均晶粒尺寸和二面角)成反比。

σfr=8Gsγπ1-υC'VL1/2

式中，Gs为剪切模量，γ为有效断裂表面能，VL为液体体积，υ为Poisson比。此外，考虑到晶界滑动对裂纹扩展的影响，对Griffith方程作进一步改进，与应力轴成45°的边界角用 式(6)表示[113]：

σfr=16Gγπ1-υ∙10.07D+0.47C'VL1/2+0.37DVL1/4

式中，D为晶粒尺寸。因此，同一合金体系下合金的晶粒越细小，合金所能够承受的断裂应力越大，就越不易萌生热裂纹，从而使得合金具有更高的抗热裂性能。

Novikov-Dickhaus理论模型[114,115]认为，热裂纹的形成是由于合金凝固过程中的热收缩引起的。在凝固末期，收缩应力作用于相邻晶界间的液膜上。如果收缩应力超过液膜的强度，2个相邻晶粒就会分开，从而萌生热裂纹。其中，抵抗晶间液膜分离所需要的临界晶界强度可以定义为：

σfr=2γb

式中，b为液膜厚度。

假设在凝固末期晶界上剩余液相的总量是相同的，当晶粒尺寸降低时，晶界上的液膜厚度就会随着晶粒尺寸的减小而变薄，从而造成σfr的增加，即合金抵抗晶间断裂的临界强度提高，合金能够承受更大的凝固收缩应力而不形成热裂纹[116]。Lin等[117]的研究也证明了凝固收缩应力与晶粒尺度上的短程应力有关，即合金平均晶粒尺寸越小，合金的凝固收缩应力越小，合金的热裂敏感性也就越低。

通过合金化、添加细化剂及施加合适强度的电磁场均会降低Mg-Zn系合金的晶粒尺寸，从而降低Mg-Zn系合金的热裂敏感性。合金化可以使合金元素在晶界堆积，抑制晶粒生长，从而细化组织[43]；加入细化剂及Zr元素可以引入异质形核核心细化晶粒[38,60]；而施加电磁场所产生的电磁力会造成枝晶破碎，提高合金的形核率[94,95]。与加入细化剂和(或)Zr元素仅是由于晶粒细化减少合金中的应力/应变集中从而降低合金热裂敏感性的作用机制相比，合金化及电磁场对合金热裂敏感性的影响机制要更为复杂。其中，合金化除了使晶粒细化外，还会使得合金中参与补缩已形成热裂纹的第二相含量增加，甚至使得合金中的相组成发生变化，从而改变了对裂纹的填充和愈合能力。而施加电磁场既能够细化晶粒，同时电磁力引起的强制对流提高了残余液相对裂纹的补缩能力及效率。

4.1.2 α-Mg枝晶形态

一般来说，相同合金体系下，等轴晶组织的合金热裂敏感性要明显小于柱状晶和树枝晶组织的合金。Easton等[118]认为：裂纹极易沿着柱状晶的晶界形成，并利于热裂纹的扩展。相反，等轴晶组织能够提高液态金属的补缩特性，使合金适应更高的应变，提高合金热裂抗性，如Srinivasan等[51]发现，随着Mg-Gd合金Gd含量的增加，组织由树枝晶向柱状晶及等轴晶转变，合金热裂抗性提高。半固态合金的强度也是影响热裂敏感性的重要因素之一[110]，半固态下材料的抗拉强度及延展性越高，则糊状区的渗透率越低，液相通过固相网的数量增多，裂纹的补缩能力越强，从而使合金具有较好的热裂抗性。因此，通过适当的方法获得等轴晶组织可以提高合金的抗热裂性能。

4.2 第二相的影响

4.2.1 第二相的析出温度

镁合金中第二相析出温度的不同会影响合金的热裂行为。为方便解释，以α-Mg的析出温度(Tα-Mg)为界线，将析出温度高于或低于Tα-Mg的第二相分别命名为高熔点第二相或低熔点第二相。表6概述了第二相种类及不同析出情况对镁合金热裂行为的影响。

表6   第二相种类对镁合金热裂行为的作用机理

Table 6  Mechanism of the secondary phase species on hot tearing behavior of magnesium alloys

PhaseConditionEffect
High melting point eutectic phaseLow volume

Increasing the non-uniform nucleation site;

refining the grains;

increasing the content of the liquid film subjected to shrinkage stress/strain;
reducing the HTS of the alloy
High volumeBlocking the feeding channel;
reducing the feeding efficiency of alloy at the end of solidification;
increasing the HTS of the alloy

Low melting point eutectic phase

Thci < TLMPE

Liquid film theory and intergranular bridging theory:

The low melting eutectic phase precipitated before hot tearing initiation acts as “bridges” to fix the grain boundary on both sides. Under the action of surface tension and bridge, the intergranular bonding force improved

Thci ≥ TLMPE

Liquid film theory:

The intergranular binding force is only provided by the surface tension of the liquid film covering the dendrite surface

Note:Thci—hot tearing initiation temperature, TLMPE—low melting point eutectic phase precipitation temperature

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(1) 低熔点第二相。根据凝固收缩-补偿理论，合金在“枝晶分离阶段”的补缩能力是其是否产生微孔及萌生热裂纹的关键；而在“固相补缩阶段”，固相蠕变是材料适应凝固收缩和热应力的唯一机制。当合金本身的强度无法承受凝固收缩而产生裂纹以及随后的扩展时，会在局部产生负压，这个负压将驱动残余液相对裂纹进行填充和愈合。而由于枝晶偏析等原因，当α-Mg枝晶形成后，会在枝晶间形成富含合金元素的共晶液相，这些共晶液相的熔点较低，可作为残余液相对裂纹进行填充和愈合。

低熔点第二相的析出温度(TLMPE)与热裂纹萌生温度(Thci)间的关系也会对合金的热裂敏感性产生不同的影响。当Thci略高于或接近于TLMPE时，晶间的结合力仅由覆盖枝晶表面的液相薄膜的表面张力提供；而当Thci低于TLMPE时，热裂纹萌生前该相作为“桥”固定两侧晶粒，其晶间结合力明显高于液相薄膜的表面张力。当热裂纹萌生后，尚未析出的低熔点共晶相可以作为残余液相对已形成的热裂纹进行填充并愈合。相同合金体系中，第2种情况对合金热裂敏感性的降低效果要优于第1种情况[86]。此外，TLMPE越高且第二相与基体结合力越强，对提高晶界强度的贡献越大，合金的热裂敏感性越小。例如，在MgZn x Y2Zr0.06 (x = 0.5、1、1.5)中MgZn0.5Y2Zr0.06及MgZn1Y2Zr0.06合金的Thci略高于或接近于LPSO相的析出温度，其热裂敏感性明显高于Thci低于LPSO相的析出温度的MgZn1.5Y2Zr0.06合金[116]。

(2) 高熔点第二相。当合金内含有数量较少的高熔点第二相时，其可作为α-Mg的非均匀形核位点(如向Mg-Zn-Y合金中加入Al元素后形成的高熔点Al2Y相[86,87])，细化合金组织，增加承受收缩应力和应变的液膜含量，降低合金的热裂敏感性。但当高熔点共晶相含量过高或发生其他相转变(如Al2Y→Al + Al3Y)时不仅不能降低合金的热裂敏感性，还会对补缩通道造成堵塞，阻碍凝固后期共晶液相对裂纹的补缩，从而增大合金的热裂敏感性。相似的研究结果在Mg-Al-Ca-Sb/Gd[119]、Mg-Al-Ca-Sn[120]合金中也被证实。

4.2.2 第二相含量

通常，铸造镁合金中第二相含量越多，铸件形成热裂纹后能够参与补缩的残余液相也就越多，对已形成热裂纹的填充及愈合作用越明显，合金的热裂倾向性就越小。例如，在Mg-xZn-2xGd合金中，随Zn、Gd加入量的持续增加，组织中的LPSO相和W相数量明显增加，在铸件热裂纹附近观察到参与补缩的残余液相含量增加，减小了铸件热节处的热裂纹体积[53]。此外，在Mg-xZn-2xY合金中，增加Zn和Y元素的加入量，相组成不发生改变，但LPSO相和W相的含量增加使得用于填充愈合裂纹的残余液相的含量增多，从而降低了合金的热裂敏感性[39]。但对于作为“晶间桥”的低熔点共晶相，其数量过多也会破坏补缩通道的连续性，阻碍残余液相对裂纹的补缩，从而恶化合金的止裂能力。

5 凝固特性参数对Mg-Zn系合金热裂敏感性的影响

5.1 凝固温度区间

凝固温度区间是影响Mg-Zn系合金热裂敏感性的重要影响因素，将直接决定合金热裂敏感性的大小。在同一合金体系中，具有较宽凝固温度区间的合金往往具有更大的热裂敏感性。通过调整合金成分，可以降低合金热裂敏感性，但会存在相组成发生改变(有新相的析出或消失)和相组成不改变2种情况。随着合金元素加入量的增多，当合金相组成不发生改变时，合金热裂敏感性与凝固温度区间呈正相关关系[66,67,102]。此外，在合金凝固过程中施加LAMF也能达到在不改变相组成的情况下缩短合金的凝固温度区间，从而降低合金的热裂敏感性(图6a[95])的目的。这与合金在凝固过程中处于脆性阶段的时间(tV)变化有关。根据Clyne和Davies理论模型[7]，当合金凝固至应力松弛阶段(tR)时，凝固收缩应力处于较低状态，不易产生热裂纹；在tV时间阶段时残余液相极少，凝固收缩应力处于较高水平，此时最易发生热裂缺陷。随着合金元素含量的增加，合金处于tV的时间及温度间隔均减小，从而降低了合金萌生热裂纹的几率。

图6

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图6   几种不同合金的凝固温度区间与合金热裂敏感性间的关系[44,47,95]

Fig.6   Solidification temperature range and hot tearing susceptibility of several different alloys

(a) Mg-4Zn-1.5Ca alloy under different strengthes of LAMF[95]

(b) Mg-5(Zn + Y)-0.5Zr alloys (CSC—crack sus-ceptibility coefficient; A: Mg-2.5Zn-2.5Y-0.5Zr alloy, B: Mg-3Zn-2Y-0.5Zr alloy, C: Mg-3.75Zn-1.25Y-0.5Zr alloy, D: Mg-4.29Zn-0.71Y-0.5Zr alloy)[44]

(c) Mg-xZn-4Y-0.5Zr alloy[47]


但当合金中形成了熔点更低的第二相时，由于其固相线温度降低造成凝固区间变大，会明显影响合金的热裂敏感性(图6b[44]和6c[47])。例如：在Mg-Zn-Y系合金中，通过调整Zn/Y比能够获得不同的相组成，与Mg-2.5Zn-2.5Y-0.5Zr及Mg-3Zn-2Y-0.5Zr合金相比，Mg-3.75Zn-1.25Y-0.5Zr及Mg-4.29Zn-0.71Y-0.5Zr合金中生成了熔点更低的I相，合金的凝固温度区间大幅增加(图6b[44])，从而增大了合金热裂敏感性[44]。对Mg-Zn系合金而言，Ca和Y元素对其凝固温度区间改变较为显著(图7[43,72,76]），还要综合考虑第二相对热裂纹填充及愈合作用。

图7

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图7   Y[43]、Al[76]、Ca[72]元素对Mg-Zn二元合金凝固温度区间及热裂敏感性的影响

Fig.7   Effects of Y[43], Al[76], and Ca[72] elements on the solidification temperature interval and HTS of Mg-Zn binary alloy (Tmax, Tmin—the largest and the lowest solidification temperature ranges in the investigated alloys, respectively)


5.2 合金枝晶搭接时的温度及固相分数

在合金凝固的4个阶段中，“枝晶分离阶段”和“固相补缩阶段”对合金热裂的影响至关重要。科研人员利用双热电偶实验装置分别研究了Mg-6.5Zn-xY-0.5Zr[43]、Mg-xZn-2xY[39]及Mg-Zn-Y-Nd-Zr[23]合金的凝固行为。研究结果均表明，合金枝晶搭接温度越低，合金热裂敏感性就越小。由于合金凝固时心部与表层冷却速率不同，枝晶相互搭接后，心部的热量要通过枝晶传递，此时铸件心部温度与表层温度差值的最小值被定义为枝晶搭接温度(Tcoh)。合金凝固过程的示意图如图8所示。一般来说，Tcoh越低，α-Mg的形成时间越长，合金中残余液相的补缩通道越多，残余液相自由补缩的时间越长，对裂纹的填充愈合能力也就越好，因而合金表现出较低的热裂敏感性。枝晶搭接时对应的固相分数(fscoh)越高，枝晶搭接后骨架强度越高，在凝固结束时能够抵御更强的凝固收缩应力，从而提高合金的抗热裂性能。

图8

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图8   合金凝固过程示意图

Fig.8   Schematics of alloy solidification process (fs—solid fraction, fscoh—solid fraction when dendrite coherency, Tcoh—temperature when dendrite coherency)

(a) the condition of fs is low when dendrite coherency

(b) the condition of fs is high when dendrite coherency


6 总结与展望

总结热裂理论、Mg-Zn系合金热裂敏感性的影响因素及热裂机理，主要有以下几点。

(1) 目前应用较多的热裂理论有强度理论、液膜理论、晶间搭桥理论、凝固收缩-补偿理论，将上述几种热裂理论结合起来能够更好地揭示Mg-Zn系合金的热裂行为及止裂机理。

(2) 复合合金化比单一合金化在降低Mg-Zn系合金热裂敏感性上效果更好，其通过改变第二相相组成及数量，增强晶间结合力、改善补缩效果，克服单一元素添加造成的不利影响，从而提高合金的止裂能力。

(3) 合金的晶粒形态、晶粒尺寸以及第二相都会影响Mg-Zn系合金的热裂倾向。晶粒细化、树枝晶结构的弱化以及柱状晶向等轴晶的转变均能提高Mg-Zn系合金的热裂抗性。此外，第二相数量、析出温度及其与母相的位向关系均会影响合金的热裂行为。

(4) 外加电磁场能够改变Mg-Zn系合金的凝固参数和微观组织，优化补缩通道结构，提高凝固末期残余液相的补缩能力，提高补缩效率，从而降低合金的热裂敏感性。

(5) 利用数值模拟和实验研究相结合的方法能够较精确地获得合金成分、工艺条件、组织变化等对Mg-Zn系合金热裂敏感性的影响规律，有助于从合金凝固过程中的动力学、热力学参数的改变以及应力/应变等微观方面揭示合金的热裂机理。

未来，Mg-Zn系合金的热裂研究应在以下几个方面开展。

(1) 镁合金的设计应综合考虑合金相组成、微观组织、凝固温度区间、糊状区力学性能及黏度、体收缩率等因素。同时，建立测试和评价合金热裂敏感性的统一标准，构建镁合金材料热裂性能数据库，为新型高性能低热裂敏感性镁合金的设计提供依据。

(2) 应基于热裂理论研究镁合金凝固至糊状区后所经历的动态变化(如凝固收缩造成的孔隙、缩松，凝固收缩补偿带来的晶界共晶相偏析，糊状区内组织演变对补缩通道及补缩压力的影响等)及其对合金热裂的影响，进一步明晰镁合金热裂纹萌生及扩展的机理，从而实现更为准确的预测并避免热裂的产生。

(3) 向Mg-Zn系合金中加入Zr、Ti元素，原位引入如Al2RE等高熔点共晶相均能够显著细化合金组织，从而降低合金热裂敏感性，但Zr、Ti合金化温度要求高，Zr收得率低，Ti合金化常以TiB或AlTiB形式加入，易带入杂质元素；原位引入高熔点共晶相的细化效力受合金成分、实际凝固条件等影响。因此，解决上述问题是细化Mg-Zn系合金组织，从而降低合金热裂敏感性的关键。

(4) 外加电磁场能够显著降低镁合金的热裂敏感性，但针对电磁场作用下镁合金凝固行为及组织的演变规律，及其对合金热裂行为的作用机理的研究尚显不足，需开展深入研究。此外，利用大数据、数据挖掘和机器学习等技术手段构建多场耦合作用下镁合金热裂敏感性的预测模型是未来镁合金热裂行为研究的主要方向之一。

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轻质高强耐热的镁稀土(Mg-RE)合金大型复杂铸件在航空航天、国防军工装备轻量化等方面展现出独特的优势。对铸造Mg-RE合金进行晶粒细化处理能够显著改善合金的强度、塑韧性以及铸造工艺性能，对拓宽其应用领域意义重大。本文首先基于成分过冷和异质形核，探讨了稀土元素及外加颗粒对镁合金晶粒细化的影响。归纳了适用于铸造Mg-RE合金的化学、物理细化方法及其作用机制，并系统论述了晶粒细化对铸造Mg-RE合金铸造工艺性能、力学性能及腐蚀性能的影响。最后面向Mg-RE合金的实际应用需求，对其细化处理方面存在的不足和发展趋势进行了探讨。

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Porosity is a major casting defect in alloys with large solidification intervals due to the disordered microstructure and broad mushy zones, which decreases badly the mechanical performance. Hence, finding ways to effectively reduce the porosity, further to optimize microstructure and mechanical performance is of great significance. In this regard, the Al-Cu-based alloys with large solidification intervals are continuously processed by coupling the travelling magnetic fields (TMF) with sequential solidification. Additionally, experiments combined with simulations are utilized to comprehensively analyze the mechanism of TMF on the reduction in porosity, including shrinkage porosity and gas porosity, from different perspectives. Current findings determine that downward TMF can effectually optimize together the porosity, microstructure and performance, by inducing the strong long-range directional melt flows, stabilizing the mushy zones, and optimizing the feeding channels and exhaust paths, as well as increasing the driving force of degassing process. Eventually, downward TMF can increase the ultimate tensile strength, yield strength, elongation and hardness from 175.2 MPa, 87.5 MPa, 13.3 % and 80.2 kg mm -2 without TMF to 218.6 MPa, 109.3 MPa, 15.6 % and 95.5 kg mm-2, while reduce the total porosity from 0.95 % to 0.18 %. However, Up-TMF exerts negative effects on the optimization of porosity, microstructure and performance due to the opposite strong directional magnetic force and melt flows. Overall, our study provides an effective way to optimize together the porosity, microstructure and mechanical performance, and reveals their relationship, as well as details the relevant mechanisms of TMF on the porosity reduction from different perspectives.

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